JP6447752B2 - 抵抗溶接部を有する自動車用部材 - Google Patents
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Description
本発明者らは、上記課題を達成するため鋭意検討を重ねた結果、鋼板の成分組成を最適に調整することで、応力集中するHAZ軟化部の軟化量を抑制することを見出した。すなわち、熱影響部を軟化させずに、さらには、微細なHAZ硬化部を生成することで、高強度材においても強度確保が可能となる。
[1] 成分組成は、質量%で、C:0.08〜0.25%、Si:0.01〜2.50%、Mn:3.1〜8.1%、Al:0.01〜2.00%、N:0.010%以下を含有し、Ti、Nbの1種または2種をそれぞれ0.005〜0.100%含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる高強度鋼板を、少なくとも1枚含む、2枚以上の鋼板を固定する抵抗溶接部を有する自動車用部材であって、前記抵抗溶接部における熱影響部の中で最も高い硬度(HVBM)が、抵抗溶接時の板組中で最も軟質な鋼板に形成された前記抵抗溶接部におけるナゲット部の硬度(HVW)の1.1倍以上であり、さらに、前記高強度鋼板におけるナゲット部の端部から板厚直角方向に2mm以内の熱影響部の、鋼板組織の平均結晶粒径が3μm以下であり、かつ、前記熱影響部のなかで最も低い硬度(HVmin)が抵抗溶接前の前記高強度鋼板の硬度(HVα)の90%以上である抵抗溶接部を有する自動車用部材。
[2] 前記成分組成に加えて、質量%で、V:0.05%以下、B:0.010%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Ca:0.0050%以下、REM:0.0050%以下より選ばれる1種または2種以上を含有する[1]に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
[3] 前記高強度鋼板の組織は、面積率で、残留オーステナイトが20〜50%である[1]または[2]に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
[4] 前記高強度鋼板の表面にめっき層を有する[1]〜[3]のいずれかに記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
[5] 前記めっき層が亜鉛めっき層である[4]に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
[6] 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層である[4]に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
Cは、鋼板の高強度化に有効な元素である。母材の引張強度が900MPa超えを得るためには、C量は0.08%以上を含有することが必要である。好ましくは、C量は0.095%以上とする。さらに好ましくは、C量は0.11%以上とする。なお、C量が0.08%未満ではマルテンサイト変態開始温度を上昇させ、溶接中のマルテンサイトの焼戻しを促進させてしまう。そのため、HAZ軟化部の軟化量が増加する。一方、Cを過剰に含有するとナゲット部の靭性が損なわれ、界面破断を起こす。そのため、C量は0.25%以下とする。好ましくは、C量は0.21%以下とする。さらに好ましくは、C量は0.18%以下とする。
Siは、フェライトを固溶強化する。また、Siは、HAZ軟化部の固溶強化にも寄与する。それらの効果を得るためには、Si量は0.01%以上の含有が必要である。好ましくは、Si量は0.10%以上とする。一方、Siを過剰に含有すると鋼板の表面特性(化成処理性やめっき性)が低下する。そのため、Si量は2.50%以下とする。好ましくは、Si量は2.00%以下とする。さらに好ましくは、Si量は1.50%以下とする。
Mnは、本発明において重要な元素である。Mnは、マルテンサイト変態開始温度を低下させ、溶接中のマルテンサイトの焼戻しを抑制する。これにより、HAZ軟化部の軟化量を大きく抑制する。さらに、Mnは、母材の鋼板組織の残留オーステナイトの生成にも大きく影響する。それらの効果を得るためには、Mn量は3.1%以上を含有することが必要である。好ましくは、Mn量は3.5%以上とする。さらに好ましくは、Mn量は4.0%以上とする。より一層好ましくは、Mn量は4.5%以上とする。一方、Mnを過剰に含有した場合、めっき性が低下する。そのため、Mn量は8.1%以下とする。好ましくは、Mn量は7.5%以下とする。さらに好ましくは、Mn量は7.0%以下とする。より一層好ましくは、Mn量は6.3%以下とする。
Alは、脱酸に必要な元素である。この効果を得るためには、Al量は0.01%以上を含有することが必要である。好ましくは、Al量は0.02%以上とする。一方、Alを過剰に含有した場合、めっき性が低下する。そのため、Al量は2.00%以下とする。好ましくは、Al量は1.50%以下とする。
Nは、粗大な窒化物を形成する。その介在物起因によるボイドの生成により、HAZの引張強度を減少させるため、Nは含有量を抑える必要がある。N量が0.010%を超えて含有すると、この傾向が顕著となる。従って、N量は0.010%以下とする。好ましくは、N量は0.005%以下とする。極低N化は製鋼コストの上昇を招くため、好ましくはN量は0.0003%以上とする。
Ti:0.005〜0.100%
Tiは、微細な炭窒化物を生成することで、HAZ軟化部の硬度上昇に寄与する。さらに、Tiは、炭窒化物を生成させておくことで溶接時のオーステナイトの成長を抑制する。これにより、溶接後に微細なマルテンサイトを生成させることでHAZ軟化部の軟化量の抑制が可能である。以上の効果を発揮させるためには、Ti量は0.005%以上を含有することが必要である。好ましくは、Ti量は0.008%以上とする。さらに好ましくは、Ti量は0.010%以上とする。一方、多量にTiを含有すると、めっき性が著しく低下する。そのため、Tiの含有量は0.100%以下とする。好ましくは、Ti量は0.080%以下とする。さらに好ましくは、Ti量は0.060%以下とする。
Nbは、Tiと同様に、微細な炭窒化物を生成することで、HAZ軟化部の軟化量の抑制に寄与する。そのため、Nbの含有量は0.005%以上とする。好ましくは、Nbの含有量は0.008%以上とする。さらに好ましくは、Nbの含有量は0.010%以上とする。一方、Nbの多量の含有は、Tiと同様に、めっき性が低下する。そのため、Nbの含有量は0.100%以下とする。好ましくは、Nbの含有量は0.080%以下とする。さらに好ましくは、Nbの含有量は0.060%以下とする。
V:0.05%以下
Vは、微細な炭窒化物を形成することで、HAZの強度上昇に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るため、Vを含有する場合には、V量を0.01%以上含有させることが好ましい。一方、多量にVを含有させても、V量が0.05%を超えた分の強度上昇の効果は小さい。また、合金コストの増加も招いてしまう。従って、Vを含有する場合には、V量を0.05%以下とすることが好ましい。
Bは、焼入れ性を向上させ、HAZの高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮するため、Bを含有する場合には、B量を0.0003%以上含有させることが好ましい。一方、B量は0.010%を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、Bを含有する場合には、B量は0.010%以下とすることが好ましい。
Cuは、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮するため、Cuを含有する場合には、Cu量を0.05%以上含有させることが好ましい。一方、Cu量は0.50%を超えて含有させても効果が飽和する。また、Cuに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そのため、Cuを含有する場合には、Cu量は0.50%以下とすることが好ましい。
Niは、Cuと同様、固溶強化により鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、Niを含有する場合には、Ni量を0.05%以上含有させることが好ましい。なお、Niは、Cuと同時に含有すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Cu含有時に有効である。一方、Ni量は0.50%を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、Niを含有する場合には、Ni量は0.50%以下とすることが好ましい。
Crは、焼入れ性を向上させ、HAZの高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。この効果を発揮させるため、Crを含有する場合には、Cr量を0.05%以上含有させることが好ましい。一方、Cr量は0.50%を超えて含有させると、過剰にマルテンサイトが生成する。そのため、Cr量は0.50%以下とすることが好ましい。
Moは、Crと同様に、焼入れ性を向上させ、HAZの高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、Moを含有する場合には、Mo量を0.01%以上含有させることが好ましい。一方、Mo量は0.50%を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、Moを含有する場合には、Mo量は0.50%以下とすることが好ましい。
Caは、硫化物の形状を球状化し、溶接部の偏析による悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、Caを含有する場合には、Ca量を0.0005%以上含有させることが好ましい。一方、Ca量は0.0050%を超えて含有すると、その硫化物が曲げ性を劣化させる。そのため、Caを含有する場合には、Ca量は0.0050%以下とすることが好ましい。
REMは、Caと同様に、硫化物の形状を球状化し、溶接部の偏析による悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有することができる。これらの効果を発揮させるため、REMを含有する場合には、REM量を0.0005%以上含有させることが好ましい。一方、REM量は0.0050%を超えて含有させても効果が飽和する。そのため、REMを含有する場合には、REM量は0.0050%以下とすることが好ましい。
なお、本発明において、高強度鋼板は通常公知の手法で製造することができる。例えば、転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、上記に示す成分組成を有する鋼スラブを製造する。これらの鋼スラブを、加熱温度1100〜1250℃、仕上圧延終了温度700〜1000℃の条件で熱間圧延を行い、巻取り温度200〜700℃で巻き取りを行い、熱延鋼板とする。次いで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、550〜800℃で熱処理を行う。その後、冷間圧延を行った後、600〜850℃で10分間熱処理し、室温まで冷却する焼鈍を行い、冷延鋼板としてもよい。
ここでは、例えば、抵抗スポット溶接の条件は、加圧力:3.0〜5.0kN、通電時間:15〜25サイクル(50Hz)、ホールド時間:1〜15サイクル(50Hz)とし、ナゲット径が5√t以上(tは板厚)になるように、溶接電流は5.0〜7.0kAの範囲で調節して行う。
ここで、図4を用いて、HVBM、HVmin、HVWについて説明する。図4は、図1、2に示すような、抵抗溶接後の抵抗溶接部を有する部材(溶接継手)における概略構成を説明する一部拡大縦断面図である。図4に示した符号eは、抵抗溶接時の板組の中で上述の成分組成を有する高強度鋼板(例えば鋼板3とする)に形成されたナゲット部7のナゲット径方向の両端部を指す。HVBMは、ナゲット部7の外周部分から外方向に向かって広がった所定の領域で、かつ熱影響部(HAZ)8の領域内における、一番高い硬度を指す。また、HVminは、ナゲット部7の外周部分から外方向に向かって広がった所定の領域で、かつ熱影響部8の領域内における、一番低い硬度を指す。ここでは、ナゲット部7の端部eを始点とした場合、ナゲット部7の両端部eから外方向に、板厚直角方向で2mm以内の領域を、測定範囲とする。HVWは、ナゲット部7の外周部分から内方向に向かって広がった所定の領域で、かつナゲット部7の領域内における、一番低い硬度を指す。ここでは、ナゲット部7の両端部eから内方向に、板厚直角方向で2mm以内の領域を、測定範囲とする
HVα(Hv)=(抵抗溶接前の上述の成分組成を有する高強度鋼板の引張強度(MPa)−30)/3.14 (1)
なお、板組のなかで硬度が相違する場合は、最も高いMn量を有する鋼板を用いて算出する。
また、Hv比は、すでに述べたよう、式(2)で求められる。
Hv比(%)=HVmin/HVα×100 (2)
残留オーステナイトの面積率は、CoのKα線を用いてX線回折法により求めた。鋼板の板厚1/4付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイトの(211)面および(220)面と、フェライトの(200)面と(220)面のピーク強度比から残留オーステナイトの体積率を算出し、3次元的に均質であることから、これを残留オーステナイトの面積率とした。なお、結果は、表3の残留γの面積率(%)に示す。
機械特性(引張強度TS)は、圧延方向に対して直角方向を長手方向(引張方向)とするJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241(2011)に準拠した引張試験を行って評価し、引張強度を測定した。
溶接後の引張特性は、十字引張試験方法(JIS Z 3137(1999))に基づき、50×150mmの十字引張試験片(ここでは、鋼板α、鋼板βとする)を切り出し、上述の抵抗溶接条件で実施した。なお、3枚以上の鋼板の場合は、鋼板γを50×50mmで切り出して溶接し、引張試験片を作製した。試験片の板組を表3に示す(表3の溶接部板組を参照)。また、試験片のめっきの有無を表3に示す(表3のめっきを参照)。めっきがない場合は冷延鋼板、GAはGA鋼板、GIはGI鋼板である。なお、GA鋼板、GI鋼板の目付量は45g/m2であった。十字引張試験後の破断形態を観察した。表3の破断形態は、十字引張試験後に片側の鋼板が残存している場合をプラグ破断とした。プラグ破断のうち、鋼板の残存量が70%以上の場合:記号○(優れる)、鋼板の残存量が70%未満の場合:記号△(良い)、としてそれぞれ表した。一方、鋼板が残存せずに界面破断となった場合を、記号×(劣る)で表した。
HAZの平均結晶粒径の測定は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3%ナイタールで腐食し、SEM(走査型電子顕微鏡)、TEM(透過型電子顕微鏡)、FE−SEM(電界放出形走査電子顕微鏡)により、ナゲット部の端部から板厚直角方向に2mm以内の熱影響部につき鋼板組織を観察し、Media Cybernetics社のImage−Proを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
抵抗溶接部の硬度測定は、JIS Z 2244(2009)の規定に準拠して測定した。なお、試験力は2.94N(0.3kgf)とした。硬度測定は、溶接部を半切し、鏡面研磨後のナゲット中央部から板厚の直角方向に6mmまで、断面をピッチ100μmで測定を行い、当該鋼板の熱影響部の最大値HVBM、HVminおよび板組中で最も軟質な鋼板のナゲット部の硬度HVWを求めた。また、断面を上記ピッチ100μmで測定を行い、熱影響部による硬度変化がなくなり安定した箇所、かつ、ナイタールエッチング後の鋼板組織が変化していない箇所を抵抗溶接後の鋼板αの硬度HVminとした。
2 上の鋼板
3 上下の鋼板の間に位置する鋼板
4 板組
5 下の電極チップ
6 上の電極チップ
7 ナゲット部
8 熱影響部
Claims (5)
- 成分組成は、質量%で、
C:0.08〜0.25%、
Si:0.01〜2.50%、
Mn:3.1〜8.1%、
Al:0.01〜2.00%、
N:0.010%以下を含有し、
Ti、Nbの1種または2種をそれぞれ0.005〜0.100%含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる高強度鋼板を、少なくとも1枚含む、2枚以上の鋼板を固定する抵抗溶接部を有する自動車用部材であって、
前記高強度鋼板の組織は、面積率で、残留オーステナイトが28〜50%であり、
前記抵抗溶接部における熱影響部の中で最も高い硬度(HVBM)が、抵抗溶接時の板組中で最も軟質な鋼板に形成された前記抵抗溶接部におけるナゲット部の硬度(HVW)の1.1倍以上であり、
さらに、前記高強度鋼板におけるナゲット部の端部から板厚直角方向に2mm以内の熱影響部の、鋼板組織の平均結晶粒径が3μm以下であり、
かつ、前記熱影響部のなかで最も低い硬度(HVmin)が抵抗溶接前の前記高強度鋼板の硬度(HVα)の90%以上である抵抗溶接部を有する自動車用部材。 - 前記成分組成に加えて、質量%で、
V:0.05%以下、
B:0.010%以下、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.50%以下、
Cr:0.50%以下、
Mo:0.50%以下、
Ca:0.0050%以下、
REM:0.0050%以下
より選ばれる1種または2種以上を含有する請求項1に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。 - 前記高強度鋼板の表面にめっき層を有する請求項1または2に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
- 前記めっき層が亜鉛めっき層である請求項3に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
- 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層である請求項3に記載の抵抗溶接部を有する自動車用部材。
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